JP7436793B2 - フェライト系耐熱鋼の溶接継手の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、フェライト系耐熱鋼の溶接継手の製造方法に関する。
近年、火力発電では熱効率を高めるために、蒸気条件の高温高圧化が進められている。将来的には６５０℃、３５０気圧という超々臨界圧条件での操業が計画されている。フェライト系耐熱鋼は、オーステナイト系耐熱鋼やＮｉ基耐熱鋼に比べて安価である。フェライト系耐熱鋼はさらに、熱膨張係数が小さいという耐熱鋼としての利点を有する。そのため、フェライト系耐熱鋼は、高温高圧環境において広く利用されている。
例えば、特許文献１には、フェライト系耐熱鋼として、「高クロム耐熱鋼であって、質量％で表して、Ｃ：０．０８％から０．１３％、Ｓｉ：０．１５％から０．４５％、Ｍｎ：０．１％から１．０％、Ｎｉ：０．０１％から０．５％、Ｃｒ：１０．０％から１１．５％、Ｍｏ：０．３％から０．６％、Ｖ：０．１０％から０．２５％、Ｎｂ：０．０１％から０．０６％、Ｎ：０．０１５％から０．０７％、Ｂ：＜０．００５％およびＡｌ：＜０．０４％で構成されていて残りがＦｅおよび避けられない不純物元素である高クロム耐熱鋼」が開示されている。
特許文献１のフェライト系耐熱鋼は、Ｃｒ量が１０．０～１１．５％で、高いクリープ破断強度を有する鋼である。
しかし、特許文献１のフェライト系耐熱鋼を溶接すると、溶接金属の初層の裏波未形成及び凝固割れが生じる。
そこで、本発明の課題は、溶接金属の初層の裏波未形成及び凝固割れを抑制しつつ、クリープ破断強度に優れた溶接金属を有するフェライト系耐熱鋼溶接継手の製造方法を提供することである。
課題を解決するための手段は、次の態様を含む。
＜１＞
質量％で、
Ｃ ：０．０４～０．１３％、
Ｓｉ：０．１５～０．４５％、
Ｍｎ：０．１０～１．００％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％
Ｃｒ：１０．００～１１．５０％、
Ｍｏ：０．３～０．６％、
Ｖ ：０．１０～０．２５％、
Ｎｂ：０．０１～０．０６％、
Ｎ ：０．０１０～０．０７０％、
Ｏ ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０～０．０４０％、
Ｃｕ：０～０．０５０％、
Ｂ ：０～０．００５％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するフェライト系耐熱鋼母材に対して、溶接材料を用い、前記溶接材料のＣｒ当量をＣｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ＋０．５×Ｎｂとし、前記溶接材料のＮｉ当量をＮｉ＋３０×Ｃ＋０．５×Ｍｎとし、初層の溶接入熱をＱ（ｋＪ／ｃｍ）としたとき、下記（１）式及び（２）式を満足する溶接を実施して溶接金属を形成する工程と、
前記溶接金属に温度７００～８００℃で溶接後熱処理を施す工程と、
を有するフェライト系耐熱鋼溶接継手の製造方法。
Ｑ≧５ ・・・（１）
Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量≦１２ ・・・（２）
＜１＞
質量％で、
Ｃ ：０．０４～０．１３％、
Ｓｉ：０．１５～０．４５％、
Ｍｎ：０．１０～１．００％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％
Ｃｒ：１０．００～１１．５０％、
Ｍｏ：０．３～０．６％、
Ｖ ：０．１０～０．２５％、
Ｎｂ：０．０１～０．０６％、
Ｎ ：０．０１０～０．０７０％、
Ｏ ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０～０．０４０％、
Ｃｕ：０～０．０５０％、
Ｂ ：０～０．００５％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するフェライト系耐熱鋼母材に対して、溶接材料を用い、前記溶接材料のＣｒ当量をＣｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ＋０．５×Ｎｂとし、前記溶接材料のＮｉ当量をＮｉ＋３０×Ｃ＋０．５×Ｍｎとし、初層の溶接入熱をＱ（ｋＪ／ｃｍ）としたとき、下記（１）式及び（２）式を満足する溶接を実施して溶接金属を形成する工程と、
前記溶接金属に温度７００～８００℃で溶接後熱処理を施す工程と、
を有するフェライト系耐熱鋼溶接継手の製造方法。
Ｑ≧５ ・・・（１）
Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量≦１２ ・・・（２）
本発明によれば、溶接金属の初層の裏波未形成及び凝固割れを抑制しつつ、クリープ破断強度に優れた溶接金属を有するフェライト系耐熱鋼溶接継手の製造方法が提供できる。
以下、本発明のフェライト系耐熱鋼の溶接継手の製造方法の一例について説明する。
なお、本明細書において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
段階的に記載されている数値範囲において、ある数値範囲で記載された上限値又は下限値は、他の段階的な記載の数値範囲の上限値又は下限値に置き換えてもよい。
数値範囲において、ある数値範囲で記載された上限値又は下限値は、実施例に示されている値に置き換えてもよい。
「工程」との語は、独立した工程だけでなく、他の工程と明確に区別できない場合であっても工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
「好ましい態様の組み合わせ」は、より好ましい態様である。
なお、本明細書において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
段階的に記載されている数値範囲において、ある数値範囲で記載された上限値又は下限値は、他の段階的な記載の数値範囲の上限値又は下限値に置き換えてもよい。
数値範囲において、ある数値範囲で記載された上限値又は下限値は、実施例に示されている値に置き換えてもよい。
「工程」との語は、独立した工程だけでなく、他の工程と明確に区別できない場合であっても工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
「好ましい態様の組み合わせ」は、より好ましい態様である。
＜溶接継手の製造方法＞
本発明のフェライト系耐熱鋼溶接継手の製造方法（以下、「溶接継手の製造方法」とも称する）は、後述する所定の化学組成を有するフェライト系耐熱鋼母材（以下、「鋼母材」とも称する）に対して、溶接材料を用い、溶接材料のＣｒ当量をＣｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ＋０．５×Ｎｂとし、溶接材料のＮｉ当量をＮｉ＋３０×Ｃ＋０．５×Ｍｎとし、初層の溶接入熱をＱ（ｋＪ／ｃｍ）としたとき、下記（１）式及び（２）式を満足する溶接を実施して溶接金属を形成する工程（以下、「溶接工程」）と、
溶接金属に温度７００～８００℃で溶接後熱処理を施す工程（以下、「熱処理工程」）と、
を有する。
Ｑ≧５ ・・・（１）
Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量≦１２ ・・・（２）
本発明のフェライト系耐熱鋼溶接継手の製造方法（以下、「溶接継手の製造方法」とも称する）は、後述する所定の化学組成を有するフェライト系耐熱鋼母材（以下、「鋼母材」とも称する）に対して、溶接材料を用い、溶接材料のＣｒ当量をＣｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ＋０．５×Ｎｂとし、溶接材料のＮｉ当量をＮｉ＋３０×Ｃ＋０．５×Ｍｎとし、初層の溶接入熱をＱ（ｋＪ／ｃｍ）としたとき、下記（１）式及び（２）式を満足する溶接を実施して溶接金属を形成する工程（以下、「溶接工程」）と、
溶接金属に温度７００～８００℃で溶接後熱処理を施す工程（以下、「熱処理工程」）と、
を有する。
Ｑ≧５ ・・・（１）
Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量≦１２ ・・・（２）
本発明の溶接継手の製造方法では、上記工程を経ることで、溶接金属の初層の裏波未形成及び凝固割れを抑制しつつ、クリープ破断強度に優れた溶接金属を有するフェライト系耐熱鋼溶接継手が得られる。
具体的には、後述する所定の化学組成を有する鋼母材に対して、（１）式及び（２）式を満足する溶接を実施することで、溶接金属の初層の裏波未形成及び凝固割れを抑制できる。
そして、得られた溶接金属に対して、温度７００～８００℃で溶接後熱処理を施すことで、クリープ破断強度に優れた溶接金属が得られる。
具体的には、後述する所定の化学組成を有する鋼母材に対して、（１）式及び（２）式を満足する溶接を実施することで、溶接金属の初層の裏波未形成及び凝固割れを抑制できる。
そして、得られた溶接金属に対して、温度７００～８００℃で溶接後熱処理を施すことで、クリープ破断強度に優れた溶接金属が得られる。
以下、本発明の溶接継手の製造方法の詳細について説明する。
（溶接工程）
溶接工程では、鋼母材に対して、溶接材料を用いて溶接を実施して溶接金属を形成する。
溶接は、溶接金属の初層の裏波未形成及び凝固割れの抑制、並びに、クリープ破断強度向上の観点から、例えば、アーク溶接が採用される。アーク溶接としては、同じ観点から、ガスタングステンアーク（ＧＴＡＷ）溶接が好適である。
ただし、溶接は、これらに限られず、被覆アーク溶接であってもよい。
溶接工程では、鋼母材に対して、溶接材料を用いて溶接を実施して溶接金属を形成する。
溶接は、溶接金属の初層の裏波未形成及び凝固割れの抑制、並びに、クリープ破断強度向上の観点から、例えば、アーク溶接が採用される。アーク溶接としては、同じ観点から、ガスタングステンアーク（ＧＴＡＷ）溶接が好適である。
ただし、溶接は、これらに限られず、被覆アーク溶接であってもよい。
そして、溶接工程では、溶接材料のＣｒ当量、溶接材料のＮｉ当量、および、初層の溶接入熱をＱ（ｋＪ／ｃｍ）が、下記（１）式及び（２）式を満足する溶接を実施する。
Ｑ≧５ ・・・（１）
Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量≦１２ ・・・（２）
なお、溶接材料のＣｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ＋０．５×Ｎｂである。
また、溶接材料のＮｉ当量＝Ｎｉ＋３０×Ｃ＋０．５×Ｍｎである。
ここで、溶接材料のＣｒ当量および溶接材料のＮｉ当量を表す式において、各元素記号は、該当する元素の含有量（質量％）を示す。
Ｑ≧５ ・・・（１）
Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量≦１２ ・・・（２）
なお、溶接材料のＣｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ＋０．５×Ｎｂである。
また、溶接材料のＮｉ当量＝Ｎｉ＋３０×Ｃ＋０．５×Ｍｎである。
ここで、溶接材料のＣｒ当量および溶接材料のＮｉ当量を表す式において、各元素記号は、該当する元素の含有量（質量％）を示す。
初層の溶接入熱Ｑが５ｋＪ／ｃｍ未満であると、鋼母材および溶接材料が十分溶け込まないことがある。そのため、溶接金属の初層に、裏波未形成が発生する。
よって、初層の溶接入熱Ｑは、５ｋＪ／ｃｍ以上とする。裏波未形成抑制の観点から、初層の溶接入熱Ｑは、６ｋＪ／ｃｍ以上が好ましく、７ｋＪ／ｃｍ以上がより好ましい。
ただし、初層の溶接入熱Ｑが高すぎると、溶接後の冷却速度が低くなり、凝固割れが発生しやすくなる場合がある。そのため、初層の溶接入熱Ｑは、１２ｋＪ／ｃｍ以下が好ましく、１１ｋＪ／ｃｍ以下がより好ましい。
よって、初層の溶接入熱Ｑは、５ｋＪ／ｃｍ以上とする。裏波未形成抑制の観点から、初層の溶接入熱Ｑは、６ｋＪ／ｃｍ以上が好ましく、７ｋＪ／ｃｍ以上がより好ましい。
ただし、初層の溶接入熱Ｑが高すぎると、溶接後の冷却速度が低くなり、凝固割れが発生しやすくなる場合がある。そのため、初層の溶接入熱Ｑは、１２ｋＪ／ｃｍ以下が好ましく、１１ｋＪ／ｃｍ以下がより好ましい。
「Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量」が１２超えであると、溶接金属初層に希釈した母材微量元素の粒界偏析に対する入熱量が高く、溶接後の冷却速度が低くなり、溶接金属の初層に、凝固割れが発生する。
よって、「Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量」は、１２以下とする。凝固割れ抑制の観点から、「Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量」は、１１以下が好ましく、１０以下がより好ましい。
ただし、「Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量」が低すぎると、上述同様に鋼母材および溶接材料が十分溶け込まない場合がある。そのため、「Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量」は、５以上が好ましく、６以上がより好ましい。
よって、「Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量」は、１２以下とする。凝固割れ抑制の観点から、「Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量」は、１１以下が好ましく、１０以下がより好ましい。
ただし、「Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量」が低すぎると、上述同様に鋼母材および溶接材料が十分溶け込まない場合がある。そのため、「Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量」は、５以上が好ましく、６以上がより好ましい。
（熱処理工程）
熱処理工程では、溶接金属に温度７００～８００℃で溶接後熱処理を施す。
熱処理により、溶接金属の硬さを低下して靭性を高めることができる。例えば、熱処理は、溶接金属を含む溶接部に、バンドヒーター及びインダクションヒーター等の熱処理装置を配置して実施する。又は、溶接構造物全体を加熱炉内で加熱することで実施する。
熱処理工程では、溶接金属に温度７００～８００℃で溶接後熱処理を施す。
熱処理により、溶接金属の硬さを低下して靭性を高めることができる。例えば、熱処理は、溶接金属を含む溶接部に、バンドヒーター及びインダクションヒーター等の熱処理装置を配置して実施する。又は、溶接構造物全体を加熱炉内で加熱することで実施する。
熱処理の温度が低すぎると、マルテンサイトの焼戻しが不十分となり、十分な溶接金属の靭性が得られない。熱処理が高すぎると、溶接金属の一部がオーステナイト変態温度を超え、溶接金属の靭性が低下する。
よって、熱処理の温度は、７００～８００℃とする。好ましい熱処理の温度は、７４０～７８０℃である。
よって、熱処理の温度は、７００～８００℃とする。好ましい熱処理の温度は、７４０～７８０℃である。
熱処理の時間は、鋼母材の厚さ２５．４ｍｍ当たり、０．５～４．０時間であることが好ましく、１．０～３．０時間がより好ましい。
鋼母材の単位厚さ当たりの熱処理時間が短すぎれば、マルテンサイト組織の焼戻しが不十分となり、十分な靭性が得られない場合がある。一方、鋼母材の単位厚さあたりの熱処理時間が長すぎれば、焼戻しが過剰となりクリープ破断強度が低下することがある。
ここで、鋼母材の厚さは、母材が鋼板の場合は板厚であり、鋼管の場合は肉厚である。
鋼母材の単位厚さ当たりの熱処理時間が短すぎれば、マルテンサイト組織の焼戻しが不十分となり、十分な靭性が得られない場合がある。一方、鋼母材の単位厚さあたりの熱処理時間が長すぎれば、焼戻しが過剰となりクリープ破断強度が低下することがある。
ここで、鋼母材の厚さは、母材が鋼板の場合は板厚であり、鋼管の場合は肉厚である。
（鋼母材）
本発明の溶接継手の製造方法において、適用される鋼母材は、質量％で、
Ｃ ：０．０４～０．１３％、
Ｓｉ：０．１５～０．４５％、
Ｍｎ：０．１０～１．００％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％
Ｃｒ：１０．００～１１．５０％、
Ｍｏ：０．３～０．６％、
Ｖ ：０．１０～０．２５％、
Ｎｂ：０．０１～０．０６％、
Ｎ ：０．０１０～０．０７０％、
Ｏ ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０～０．０４０％、
Ｃｕ：０～０．０５０％、
Ｂ ：０～０．００５％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する。
この化学組成を有する鋼母材を適用すると、クリープ破断強度に優れた溶接継手が得られる。
本発明の溶接継手の製造方法において、適用される鋼母材は、質量％で、
Ｃ ：０．０４～０．１３％、
Ｓｉ：０．１５～０．４５％、
Ｍｎ：０．１０～１．００％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％
Ｃｒ：１０．００～１１．５０％、
Ｍｏ：０．３～０．６％、
Ｖ ：０．１０～０．２５％、
Ｎｂ：０．０１～０．０６％、
Ｎ ：０．０１０～０．０７０％、
Ｏ ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０～０．０４０％、
Ｃｕ：０～０．０５０％、
Ｂ ：０～０．００５％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する。
この化学組成を有する鋼母材を適用すると、クリープ破断強度に優れた溶接継手が得られる。
以下、鋼母材の化学組成について説明する。
Ｃ：０．０４～０．１３％；
Ｃは、フェライトの生成を抑制し、オーステナイトを形成する元素である。Ｃは、焼戻マルテンサイトを生成するため、フェライト形成元素量（例えばＣｒ量）によって調整する。また、Ｃは、ＭＣ型およびＭ２３Ｃ６型の炭化物（Ｍ＝合金用元素、以下同様）を生成し、クリープ破断強度を高める。
Ｃ量が少なすぎると、炭化物の析出による析出強化、フェライト生成抑制が不十分となる。その結果、クリープ破断強度が低下する。一方、Ｃ量が多すぎると、溶接性、および靭性が低下する。また、炭化物の凝集物が粗大化し、クリープ破断強度が低下する。
よって、Ｃ量は、０．０４～０．１３％とする。好ましいＣ量は、０．０８～０．１１％である。
Ｃは、フェライトの生成を抑制し、オーステナイトを形成する元素である。Ｃは、焼戻マルテンサイトを生成するため、フェライト形成元素量（例えばＣｒ量）によって調整する。また、Ｃは、ＭＣ型およびＭ２３Ｃ６型の炭化物（Ｍ＝合金用元素、以下同様）を生成し、クリープ破断強度を高める。
Ｃ量が少なすぎると、炭化物の析出による析出強化、フェライト生成抑制が不十分となる。その結果、クリープ破断強度が低下する。一方、Ｃ量が多すぎると、溶接性、および靭性が低下する。また、炭化物の凝集物が粗大化し、クリープ破断強度が低下する。
よって、Ｃ量は、０．０４～０．１３％とする。好ましいＣ量は、０．０８～０．１１％である。
Ｓｉ：０．１５～０．４５％；
Ｓｉは、鋼を脱酸する元素である。Ｓｉは、さらに、鋼母材の耐水蒸気酸化特性を高める元素である。一方で、Ｓｉは、フェライト形成元素であり、フェライト相により靭性を悪化させる元素である。
よって、Ｓｉ量は、０．１５～０．４５％とする。好ましいＳｉ量は、０．１５～０．３５％である。
Ｓｉは、鋼を脱酸する元素である。Ｓｉは、さらに、鋼母材の耐水蒸気酸化特性を高める元素である。一方で、Ｓｉは、フェライト形成元素であり、フェライト相により靭性を悪化させる元素である。
よって、Ｓｉ量は、０．１５～０．４５％とする。好ましいＳｉ量は、０．１５～０．３５％である。
Ｍｎ：０．１０～１．００％；
Ｍｎは、脱酸剤および脱硫剤として機能する元素である。また、Ｍｎは、フェライト相を抑制し、オーステナイトを形成する元素である。一方、Ｍｎ量が過剰であると、クリープ破断強度が悪化する。
よって、Ｍｎ量は、０．１０～１．００％とする。好ましいＭｎ量は、０．４０～０．６０％である。
Ｍｎは、脱酸剤および脱硫剤として機能する元素である。また、Ｍｎは、フェライト相を抑制し、オーステナイトを形成する元素である。一方、Ｍｎ量が過剰であると、クリープ破断強度が悪化する。
よって、Ｍｎ量は、０．１０～１．００％とする。好ましいＭｎ量は、０．４０～０．６０％である。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物である。Ｐ量が高すぎれば、靭性が低下する。
よって、Ｐ量は０．０３０％以下とする。好ましいＰ量は０．０１８％以下である。
Ｐ量は低い程好ましい。しかし、材料コストを考慮すれば、好ましいＰ量の下限は０．０００５％である。
Ｐは、不純物である。Ｐ量が高すぎれば、靭性が低下する。
よって、Ｐ量は０．０３０％以下とする。好ましいＰ量は０．０１８％以下である。
Ｐ量は低い程好ましい。しかし、材料コストを考慮すれば、好ましいＰ量の下限は０．０００５％である。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不純物である。Ｓ量が高すぎれば、靭性が低下する。
よって、Ｓ量は０．０１０％以下とする。好ましいＳ量は、０．００５％以下である。Ｓ量は低い程好ましい。しかし、材料コストを考慮すれば、好ましいＳ量の下限は０．０００２％である。
Ｓは、不純物である。Ｓ量が高すぎれば、靭性が低下する。
よって、Ｓ量は０．０１０％以下とする。好ましいＳ量は、０．００５％以下である。Ｓ量は低い程好ましい。しかし、材料コストを考慮すれば、好ましいＳ量の下限は０．０００２％である。
Ｎｉ：０．０１～０．５０％；
Ｎｉは、フェライトの生成を抑制し、オーステナイトを形成する元素である。一方、Ｎｉ量が過剰であると、クリープ破断強度が悪化する。
よって、Ｎｉ量は、０．０１～０．５０％とする。好ましいＮｉ量は、０．０１～０．２０％である。
Ｎｉは、フェライトの生成を抑制し、オーステナイトを形成する元素である。一方、Ｎｉ量が過剰であると、クリープ破断強度が悪化する。
よって、Ｎｉ量は、０．０１～０．５０％とする。好ましいＮｉ量は、０．０１～０．２０％である。
Ｃｒ：１０．００～１１．５０％；
Ｃｒは、高温での耐水蒸気酸化特性を付与する元素である。一方、Ｃｒ量が過剰であると、フェライトが生成し、クリープ破断強度が低下する。
よって、Ｃｒ量は、１０．００～１１．５０％とする。好ましいＣｒ量は、１０．４５～１１．００％である。
Ｃｒは、高温での耐水蒸気酸化特性を付与する元素である。一方、Ｃｒ量が過剰であると、フェライトが生成し、クリープ破断強度が低下する。
よって、Ｃｒ量は、１０．００～１１．５０％とする。好ましいＣｒ量は、１０．４５～１１．００％である。
Ｍｏ：０．３～０．６％；
Ｍｏは、フェライトを形成する元素であるが、固溶体硬化によりクリープ破断強度を高くする元素である。一方、Ｍｏ量が過剰であると、フェライトが生じ、クリープ破断強度向上に寄与しない粗大な金属間化合物が析出する。
よって、Ｍｏ量は、０．３～０．６％とする。好ましいＭｏ量は、０．４５～０．５５％である。
Ｍｏは、フェライトを形成する元素であるが、固溶体硬化によりクリープ破断強度を高くする元素である。一方、Ｍｏ量が過剰であると、フェライトが生じ、クリープ破断強度向上に寄与しない粗大な金属間化合物が析出する。
よって、Ｍｏ量は、０．３～０．６％とする。好ましいＭｏ量は、０．４５～０．５５％である。
Ｖ：０．１０～０．２５％；
Ｖは、微細な炭窒化物として析出し、クリープ破断強度を向上させる元素である。一方、Ｖ量が過剰であると、クリープ破断強度向上に寄与しない粗大な炭窒化物が生じる。
よって、Ｖ量は、０．１０～０．２５％とする。好ましいＶ量は、０．１５～０．２５％である。
Ｖは、微細な炭窒化物として析出し、クリープ破断強度を向上させる元素である。一方、Ｖ量が過剰であると、クリープ破断強度向上に寄与しない粗大な炭窒化物が生じる。
よって、Ｖ量は、０．１０～０．２５％とする。好ましいＶ量は、０．１５～０．２５％である。
Ｎｂ：０．０１～０．０６％；
Ｎｂは、微細な炭窒化物として析出し、クリープ破断強度を向上させる元素である。一方で、Ｎｂ量が過剰であると、クリープ破断強度向上に寄与しない粗大な炭窒化物が生じる。
よって、Ｎｂ量は、０．０１～０．０６％とする。好ましいＮｂ量は、０．０３５～０．０６％である。
Ｎｂは、微細な炭窒化物として析出し、クリープ破断強度を向上させる元素である。一方で、Ｎｂ量が過剰であると、クリープ破断強度向上に寄与しない粗大な炭窒化物が生じる。
よって、Ｎｂ量は、０．０１～０．０６％とする。好ましいＮｂ量は、０．０３５～０．０６％である。
Ｎ：０．０１０～０．０７０％；
Ｎは、窒化物または炭窒化物として析出し、クリープ破断強度を向上させる元素である。Ｎは、フェライト相を抑制するオーステナイト形成元素である。一方、Ｎ量が過剰であると、靭性が悪化する。
よって、Ｎ量は、０．０１０～０．０７０％とする。好ましいＮ量は、０．０１５～０．０７０％であり、より好ましいＮ量は、０．０４０～０．０７０％である。
Ｎは、窒化物または炭窒化物として析出し、クリープ破断強度を向上させる元素である。Ｎは、フェライト相を抑制するオーステナイト形成元素である。一方、Ｎ量が過剰であると、靭性が悪化する。
よって、Ｎ量は、０．０１０～０．０７０％とする。好ましいＮ量は、０．０１５～０．０７０％であり、より好ましいＮ量は、０．０４０～０．０７０％である。
Ｏ：０．０２０％以下
Ｏ（酸素）は、不純物である。Ｏ量が高すぎれば、鋼母材の加工性が低下する。
よって、Ｏ量は０．０２０％以下とする。好ましいＯ量は、０．０１０％以下である。 Ｏ量は少ない程好ましい。材料コストを考慮すれば、好ましいＯ量下限は０．００１％以上である。
Ｏ（酸素）は、不純物である。Ｏ量が高すぎれば、鋼母材の加工性が低下する。
よって、Ｏ量は０．０２０％以下とする。好ましいＯ量は、０．０１０％以下である。 Ｏ量は少ない程好ましい。材料コストを考慮すれば、好ましいＯ量下限は０．００１％以上である。
鋼母材には、上記必須成分以外に、任意成分として、Ａｌ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃａ、およびＭｇの１種又は２種以上が含んでもよい。
Ａｌ：０～０．０４０％；
Ａｌは、脱酸剤として機能する元素である。一方で、Ａｌ量が過剰であると、クリープ破断強度が悪化する。
よって、Ａｌ量は、０～０．０４０％とする。好ましいＡｌ量は０～０．０２５％である。
Ａｌ量は低い程好ましい。製造コストを考慮すれば、好ましいＡｌ量の下限は、０．００１％以上である。本明細書において、Ａｌ含有量はｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）を意味する。
Ａｌは、脱酸剤として機能する元素である。一方で、Ａｌ量が過剰であると、クリープ破断強度が悪化する。
よって、Ａｌ量は、０～０．０４０％とする。好ましいＡｌ量は０～０．０２５％である。
Ａｌ量は低い程好ましい。製造コストを考慮すれば、好ましいＡｌ量の下限は、０．００１％以上である。本明細書において、Ａｌ含有量はｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）を意味する。
Ｃｕ：０～０．０５０％；
Ｃｕは、マルテンサイト組織の生成に有効な元素である。一方で、Ｃｕ量が過剰であると、クリープ延性が低下する。
よって、Ｃｕ量は、０～０．０５０％とする。好ましいＣｕ量は０．００５～０．０４％であり、より好ましいＣｕ量は、０．０１～０．０３％である。
Ｃｕは、マルテンサイト組織の生成に有効な元素である。一方で、Ｃｕ量が過剰であると、クリープ延性が低下する。
よって、Ｃｕ量は、０～０．０５０％とする。好ましいＣｕ量は０．００５～０．０４％であり、より好ましいＣｕ量は、０．０１～０．０３％である。
Ｂ：０～０．００５％；
Ｂは、粒界を強化する元素であり、Ｍ２３（Ｃ，Ｂ）６として析出し、析出硬化によるクリープ破断強度の向上に有効な元素である。一方で、Ｂ量が過剰であると、溶接中に溶接金属に流入し、凝固割れ感受性を高めるとともに、靱性低下を招く。
よって、Ｂ量は、０～０．００５％とする。好ましいＢ量は、０．００１～０．００５％であり、より好ましいＢ量は、０．００２～０．００４％である。
Ｂは、粒界を強化する元素であり、Ｍ２３（Ｃ，Ｂ）６として析出し、析出硬化によるクリープ破断強度の向上に有効な元素である。一方で、Ｂ量が過剰であると、溶接中に溶接金属に流入し、凝固割れ感受性を高めるとともに、靱性低下を招く。
よって、Ｂ量は、０～０．００５％とする。好ましいＢ量は、０．００１～０．００５％であり、より好ましいＢ量は、０．００２～０．００４％である。
Ｃａ：０～０．０５０％
Ｃａは、製造時の熱間加工性を改善する効果を有する元素である。一方で、Ｃａ量が過剰であると、酸素と結合し、清浄性を著しく低下させて、却って熱間加工性を劣化させる。
よって、Ｃａ量は、０～０．０５０％とする。好ましいＣａ量は、０．０００５～０．０３０％以下であり、より好ましいＣａ量は、さらに好ましくは０．００１～０．０２０％である。
Ｃａは、製造時の熱間加工性を改善する効果を有する元素である。一方で、Ｃａ量が過剰であると、酸素と結合し、清浄性を著しく低下させて、却って熱間加工性を劣化させる。
よって、Ｃａ量は、０～０．０５０％とする。好ましいＣａ量は、０．０００５～０．０３０％以下であり、より好ましいＣａ量は、さらに好ましくは０．００１～０．０２０％である。
Ｍｇ：０～０．０５０％
Ｍｇは、Ｃａと同様、製造時の熱間加工性を改善する効果を有する元素である。一方、Ｍｇ量が過剰であると、酸素と結合し、清浄性を著しく低下させて、却って熱間加工性を劣化させる。
よって、Ｍｇ量は、０～０．０５０％とする。好ましいＭｇ量は、０．０００５～０．０３０％以下であり、より好ましいＭｇ量は、さらに好ましくは０．００１～０．０２０％である。
Ｍｇは、Ｃａと同様、製造時の熱間加工性を改善する効果を有する元素である。一方、Ｍｇ量が過剰であると、酸素と結合し、清浄性を著しく低下させて、却って熱間加工性を劣化させる。
よって、Ｍｇ量は、０～０．０５０％とする。好ましいＭｇ量は、０．０００５～０．０３０％以下であり、より好ましいＭｇ量は、さらに好ましくは０．００１～０．０２０％である。
残部：Ｆｅ及び不純物
不純物とは、鋼母材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、鋼母材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。不純物として、Ｐ、Ｓ、Ｏ以外の成分としては、例えば、次の成分が許容できる。
Ｓｎ：０～０．０２００％
Ｐｂ：０～０．００３０％
Ａｓ：０～０．０１２０％
Ｓｂ：０～０．００４０％
Ｃｏ：０～０．０２０％
不純物とは、鋼母材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、鋼母材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。不純物として、Ｐ、Ｓ、Ｏ以外の成分としては、例えば、次の成分が許容できる。
Ｓｎ：０～０．０２００％
Ｐｂ：０～０．００３０％
Ａｓ：０～０．０１２０％
Ｓｂ：０～０．００４０％
Ｃｏ：０～０．０２０％
（溶接材料）
本発明の溶接継手の製造方法において、溶接材料は、例えば、Ｆｅ系溶接材料、Ｎｉ系溶接材料等の周知の材料が適用できる。
例えば、Ｆｅ系溶接材料としては、
質量％で、
Ｃ ：０．０４～０．１３％、
Ｓｉ：０．０５～０．４５％、
Ｍｎ：０．１０～１．５０％、
Ｐ ：０．０２０以下、
Ｓ ：０．０１０以下、
Ｃｒ：８．５～９．５％、
Ｎｉ：０．１～０．７％、
Ｍｏ：０．５～１．５％、
ＮｂおよびＴａの少なくとも一種を合計：０．０１～０．１０％、
Ｖ ：０．０５～０．３０％、
Ｏ ：０．０２％以下、
残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する溶接材料が例示できる。
本発明の溶接継手の製造方法において、溶接材料は、例えば、Ｆｅ系溶接材料、Ｎｉ系溶接材料等の周知の材料が適用できる。
例えば、Ｆｅ系溶接材料としては、
質量％で、
Ｃ ：０．０４～０．１３％、
Ｓｉ：０．０５～０．４５％、
Ｍｎ：０．１０～１．５０％、
Ｐ ：０．０２０以下、
Ｓ ：０．０１０以下、
Ｃｒ：８．５～９．５％、
Ｎｉ：０．１～０．７％、
Ｍｏ：０．５～１．５％、
ＮｂおよびＴａの少なくとも一種を合計：０．０１～０．１０％、
Ｖ ：０．０５～０．３０％、
Ｏ ：０．０２％以下、
残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する溶接材料が例示できる。
一方、Ｎｉ系溶接材料としては、
質量％で、
Ｃ ：０．００５～０．１５％、
Ｓｉ：０．０２～１．００％、
Ｍｎ：０．０２～４．００％、
Ｐ ：０．０２０以下、
Ｓ ：０．０１０以下、
Ｃｒ：１８．０～２２．０％、
ＮｂおよびＴａの少なくとも一種を合計：０．０２～３．００％、
Ｏ ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎ ：０～０．０２０％、
Ａｌ：０～０．０３０％、
残部：Ｎｉおよび不純物からなる化学組成を有する溶接材料が例示できる。
質量％で、
Ｃ ：０．００５～０．１５％、
Ｓｉ：０．０２～１．００％、
Ｍｎ：０．０２～４．００％、
Ｐ ：０．０２０以下、
Ｓ ：０．０１０以下、
Ｃｒ：１８．０～２２．０％、
ＮｂおよびＴａの少なくとも一種を合計：０．０２～３．００％、
Ｏ ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎ ：０～０．０２０％、
Ａｌ：０～０．０３０％、
残部：Ｎｉおよび不純物からなる化学組成を有する溶接材料が例示できる。
以下、本発明を、実施例を挙げてさらに具体的に説明する。ただし、これら各実施例は、本発明を制限するものではない。
表１に示す化学組成を有する鋼種の材料を実験室にて溶解して鋳込んだインゴットから、熱間鍛造、熱間圧延により成形、焼き入れ、焼き戻しの熱処理を行った後、板厚１２ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ２００ｍｍの板材に加工し、溶接用の鋼母材として作製した。
上記の鋼母材の長手方向に、Ｕ開先を加工した後、突き合わせ、表２に示す化学組成を有する外径１．２ｍｍの溶接材料を用いて、ガスタングステンアーク溶接（ＧＴＡＷ溶接）により、表３に示す入熱量で、初層溶接を行った。
溶接後、外観観察を行い、裏波未形成および高温割れが発生した場合は「不合格」とし、健全な場合は「合格」とした。
その後、積層溶接を行い、溶接後は、表３に示す温度（ＰＷＨＴ温度）で溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）を行った。
作製した溶接継手からクリープ破断試験片を採取し、６５０℃×６０ＭＰａでクリープ破断試験を行い、１０００時間以上経過しても破断しなければ「合格」、１０００時間未満で破断した場合は「不合格」とした。
それらの結果を表３に示す。
上記の鋼母材の長手方向に、Ｕ開先を加工した後、突き合わせ、表２に示す化学組成を有する外径１．２ｍｍの溶接材料を用いて、ガスタングステンアーク溶接（ＧＴＡＷ溶接）により、表３に示す入熱量で、初層溶接を行った。
溶接後、外観観察を行い、裏波未形成および高温割れが発生した場合は「不合格」とし、健全な場合は「合格」とした。
その後、積層溶接を行い、溶接後は、表３に示す温度（ＰＷＨＴ温度）で溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）を行った。
作製した溶接継手からクリープ破断試験片を採取し、６５０℃×６０ＭＰａでクリープ破断試験を行い、１０００時間以上経過しても破断しなければ「合格」、１０００時間未満で破断した場合は「不合格」とした。
それらの結果を表３に示す。
上記結果から、溶接継手番号Ａ－１１－１、Ａ－２１－１は、初層入熱量が低く、溶接金属の初層に裏波が形成されなかった。
溶接継手番号Ａ－１１－５、Ａ－２１－４、Ａ－２１－５は、「Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量」値が高く、溶接金属の初層に凝固割れが発生した。
また、溶接継手番号Ａ－１１－５、Ａ－２１－５は、ＰＷＨＴ温度が高く、クリープ破断強度が低下した。
これら以外の溶接継手番号の例は、溶接金属の初層の裏波未形成及び凝固割れを抑制しつつ、クリープ破断強度が高かった。
溶接継手番号Ａ－１１－５、Ａ－２１－４、Ａ－２１－５は、「Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量」値が高く、溶接金属の初層に凝固割れが発生した。
また、溶接継手番号Ａ－１１－５、Ａ－２１－５は、ＰＷＨＴ温度が高く、クリープ破断強度が低下した。
これら以外の溶接継手番号の例は、溶接金属の初層の裏波未形成及び凝固割れを抑制しつつ、クリープ破断強度が高かった。
Claims (1)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０４～０．１３％、
Ｓｉ：０．１５～０．４５％、
Ｍｎ：０．１０～１．００％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％
Ｃｒ：１０．００～１１．５０％、
Ｍｏ：０．３～０．６％、
Ｖ ：０．１０～０．２５％、
Ｎｂ：０．０１～０．０６％、
Ｎ ：０．０１０～０．０７０％、
Ｏ ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０～０．０４０％、
Ｃｕ：０～０．０５０％、
Ｂ ：０～０．００５％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するフェライト系耐熱鋼母材に対して、溶接材料を用い、前記溶接材料のＣｒ当量をＣｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ＋０．５×Ｎｂとし、前記溶接材料のＮｉ当量をＮｉ＋３０×Ｃ＋０．５×Ｍｎとし、初層の溶接入熱をＱ（ｋＪ／ｃｍ）としたとき、下記（１）式及び（２）式を満足する溶接を実施して溶接金属を形成する工程と、
前記溶接金属に温度７００～８００℃で溶接後熱処理を施す工程と、
を有し、
前記溶接材料は、Ｆｅ系溶接材料、又はＮｉ系溶接材料であり、
前記Ｆｅ系溶接材料は、
質量％で、
Ｃ ：０．０４～０．１３％、
Ｓｉ：０．０５～０．４５％、
Ｍｎ：０．１０～１．５０％、
Ｐ ：０．０２０以下、
Ｓ ：０．０１０以下、
Ｃｒ：８．５～９．５％、
Ｎｉ：０．１～０．７％、
Ｍｏ：０．５～１．５％、
ＮｂおよびＴａの少なくとも一種を合計：０．０１～０．１０％、
Ｖ ：０．０５～０．３０％、
Ｏ ：０．０２％以下、
残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する溶接材料であり、
前記Ｎｉ系溶接材料は、
質量％で、
Ｃ ：０．００５～０．１５％、
Ｓｉ：０．０２～１．００％、
Ｍｎ：０．０２～４．００％、
Ｐ ：０．０２０以下、
Ｓ ：０．０１０以下、
Ｃｒ：１８．０～２２．０％、
ＮｂおよびＴａの少なくとも一種を合計：０．０２～３．００％、
Ｏ ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎ ：０～０．０２０％、
Ａｌ：０～０．０３０％、
残部：Ｎｉおよび不純物からなる化学組成を有する溶接材料であるフェライト系耐熱鋼溶接継手の製造方法。
Ｑ≧５ ・・・（１）
Ｑ－Ｃｒ当量／Ｎｉ当量≦１２ ・・・（２）
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Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003112291A (ja) | 2001-10-05 | 2003-04-15 | Kobe Steel Ltd | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接金属 |
| JP2008291363A (ja) | 2007-04-27 | 2008-12-04 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 |
| JP2016141846A (ja) | 2015-02-02 | 2016-08-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接金属及び溶接構造体 |
| JP2016529388A (ja) | 2013-06-25 | 2016-09-23 | テナリス・コネクシヨンズ・リミテツドＴｅｎａｒｉｓ Ｃｏｎｎｅｃｔｉｏｎｓ Ｌｉｍｉｔｅｄ | 高クロム耐熱鋼 |
| JP2017159350A (ja) | 2016-03-11 | 2017-09-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接金属、および該溶接金属を含む溶接構造体 |
-
2019
- 2019-12-06 JP JP2019221215A patent/JP7436793B2/ja active Active
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| JP2008291363A (ja) | 2007-04-27 | 2008-12-04 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 |
| JP2016529388A (ja) | 2013-06-25 | 2016-09-23 | テナリス・コネクシヨンズ・リミテツドＴｅｎａｒｉｓ Ｃｏｎｎｅｃｔｉｏｎｓ Ｌｉｍｉｔｅｄ | 高クロム耐熱鋼 |
| JP2016141846A (ja) | 2015-02-02 | 2016-08-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接金属及び溶接構造体 |
| JP2017159350A (ja) | 2016-03-11 | 2017-09-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接金属、および該溶接金属を含む溶接構造体 |
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